3. Особенности термической обработки титановых сплавов

Титановые сплавы в основном подвергают отжигу, закалке и старе­нию, химико-термической обработке, а также новому виду термической обработки — термоводородной обработке.

Отжиг проводят главным образом после холодной деформации для снятия наклепа. Температура отжига должна быть выше температуры рекристаллизации, но не может превышать границу перехода во из­бежание роста зерна. Температура рекристаллизации титана в зависи­мости от его чистоты и степени предшествующей деформации лежит в интервале 400 — 600 °С. Легирующие элементы повышают температуру рекристаллизации титана. Практически отжиг титановых сплавов про­водят при 670 — 800 °С с выдержкой от 15 мин до 3 ч. Тонколистовой прокат рекомендуется отжигать в вакууме для предотвращения насыще­ния газами и охрупчивания. Целью отжига (о+/1/-сплавов помимо снятия наклепа является стабилизация /1-фазы, так как эвтектоидный распад вы­зывает охрупчивание сплавов.

Термическая стабильность /1-фазы повышается по мере увеличения в ней легирующих элементов. Концентрация /1-фазы зависит от темпера­туры нагрева (см. рис. 14.5, б). Так, при 1\ содержание легирующего эле­мента в /3-фазе соответствует точке а\, а при более низкой температуре 12 — точке й2 ^на оси концентраций. Поскольку с понижением температуры концентрация легирующих элементов в /0-фазе увеличивается, отжиг для ее стабилизации должен быть по возможности низким (но не ниже тем­пературы рекристаллизации). Практически такой отжиг проводят при 750 — 850°С. Более высокая термическая стабильность достигается после изотермического отжига, который состоит в нагреве до температуры вы­ше температуры рекристаллизации (для снятия наклепа) с последующим охлаждением до более низкой температуры и выдержке для стабилизации /0-фазы. Дальнейшее охлаждение можно проводить на воздухе.

Обычный отжиг для фазовой перекристаллизации с целью измельче­ния структуры к титановым сплавам неприменим из-за быстрого роста зерна в /1-состоянии. С этой целью проводят комбинированный (двойной) отжиг по следующему режиму: нагрев до (а+/1)-области (~ 950 —1000 °С) для частичной перекристаллизации и последующее быстрое охлаждение с целью получения внутрифазного наклепа в результате мартенситного превращения /1-фазы и нагрев выше температуры рекристаллизации для снятия этого наклепа (~ 800°С).

а б

Рис. 14.8. Микроструктуры титановых сплавов. х400:

а - ВТ6 после закалки; б - ВТ15 после закалки и старения

Хотя при /З^а-превращении титановые сплавы претерпевают неболь­шие изменения объема и поэтому внутрифазовый наклеп мал, двойной от­жиг способствует увеличению сопротивления ползучести.

Упрочняющая термическая обработка (закалка и старение) примени­ма только к сплавам с (а + /3)-структурой (см. рис. 14.5, б, в). Закал­ка состоит в нагреве до /3-области и охлаждения в воде. В некоторых случаях, чтобы избежать интенсивного роста зерна, закалку проводят из (« + /3)-об ласти. При этом увеличиваются степень легированности /3-фазы и прочность сплавов при повышенных температурах. Характер превра­щения при закалке зависит от степени легированности сплава.

В сплавах с содержанием легирующих элементов менее критической концентрации с_кр (см. рис. 14.5, б) превращение происходит по мартен­ситному механизму. В результате образуется мартенсит — фаза иголь­чатого строения, представляющая собой пересыщенный твердый раствор легирующих элементов в Т1_а (рис. 14.8, а). Она обозначается а' (или а" при большей степени легированности).

Элементы, которые наиболее часто применяют для легирования ти­тановых сплавов, имеют следующие значения с_кр, %: V - 15; Мо - 11; Мп - 8; Сг - 6; Ге - 4. Фаза а¹ обладает более высокой твердостью и прочно­стью, чем стабильная «-фаза, но упрочнение в этом случае значительно меньше, чем при мартенситном превращении стали.

При старении из а'-фазы выделяется /3-фаза различной дисперсности, вызывающая уменьшение твердости, или интерметаллидная фаза (напри­мер, Т1СГ2), способствующая охрупчиванию сплава.

С увеличением концентрации легирующих элементов, особенно Ге, Мп, Сг, Мо и V, выше критической, температуры начала (рис. 14.9) и